авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 11 |
-- [ Страница 1 ] --

УДК 62

ББК 30

М55

М55 Научные чтения им. чл.-корр. РАН И.А. Одинга «МЕХАНИЧЕСКИЕ

СВОЙСТВА СОВРЕМЕННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ». Москва.

10-12 сентября 2012 г./

Сборник материалов. – М: ИМЕТ РАН, 2012, 292 с.

ISBN 978-5-4253-0472-8

ОРГАНИЗАТОРЫ И ПАРТНЕРЫ

Российская академия наук

o

Федеральное государственное бюджетное учреждение

o

науки Институт металлургии и материаловедения им. А.А.

Байкова Российской академии наук

- Лаборатория прочности и пластичности металлических и композиционных материалов и наноматериалов - Лаборатория конструкционных сталей и сплавов Корпорация INSTRON (ООО "Новатест") o Материалы публикуются в авторской редакции.

Сборник материалов доступен на сайте http://odin.imetran.ru/ © ИМЕТ РАН 2012 2 Уважаемые коллеги!

Приглашаем Вас принять участие в Научных чтениях, приуроченных к 115-летию члена-корреспондента РАН И.А. Одинга «Механические свойства современных конструкционных материалов», которые состоятся 10- сентября 2012 года в Институте металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН в Москве.

Продолжительность пленарных докладов – 30 мин., секционных – 10 мин. (включая обсуждение).

Заседания будут проходить в Большом конференц зал (БКЗ) Стендовые доклады представляются в формате А вертикальной ориентации:

Стендовые доклады вывешиваются в течение всего срока проведения конференции.

Информацию о конференции Вы можете также получить на сайте конференции http://odin.imetran.ru ОРГАНИЗАЦИОННЫЙ КОМИТЕТ Председатель оргкомитета О.А. Банных - академик (ИМЕТ РАН, Москва) Заместители председателя оргкомитета А.Г. Колмаков – д.т.н. (ИМЕТ РАН, Москва) В.Ф. Терентьев – д.т.н. (ИМЕТ РАН, Москва) Члены оргкомитета М.И. Алымов, чл. – корр. РАН (ИМЕТ РАН, Москва) С.М. Баринов, член – корр. РАН (ИМЕТ РАН, Москва) Н.А. Махутов член-корр. РАН (ИМАШ РАН, Москва) П.А. Витязь, академик НАН Беларуси (ИМИНМАШ НАН Беларуси, Минск) Л.Р. Ботвина, д.т.н. (ИМЕТ РАН, Москва) А.М. Глезер, д.ф.-м.н. (ГНЦ ЦНИИчермет, Москва) С.В. Добаткин д.т.н. (ИМЕТ РАН, Москва) С.А. Клименко, д.т.н. (ИСМ НАН Украины,Киев) В.М. Матюнин - д.т.н. (МЭИ ТУ, Москва) П.Д. Одесский - д.т.н. (ГУП ЦИИСКС, Москва) А.Н. Петухов д.т.н. (ЦИАМ, Москва) А.Н. Романов д.т.н. (ИМАШ РАН, Москва) Г.А. Филиппов (ГНЦ ЦНИИчермет, Москва) В.Н. Чувильдеев (ННГУ, Нижний Новгород) М.Л. Хейфец (ИМИНМАШ НАН Беларуси, Минск) Иван Августович Одинг Член-корреспондент Академии Наук СССР И.А. Одинг - лауреат государственной премии СССР 1-ой степени, кавалер двух орденов Ленина и других орденов и медалей.

Иван Августович Одинг, выдающийся ученый-металловед, родился 24 июня (6 июля) 1896 в городе Риге. Вскоре семья переехала в Петербург. Среднее образование И.А.

Одинг получил в реальном училище, которое закончил в 1913 г. и поступил в Петроградский Технологически Институт на механический факультет.

После окончания института он был оставлен на кафедре металлографии и термической обработки. Здесь он проработал до 1930 г. в должности ассистента кафедры. В том же году он был назначен профессором кафедры металловедения, затем ее заведующим. В 1937 г.

И.А. Одинг защитил докторскую диссертацию, а в 1938 г. ему было присвоено звание профессора. В 1956 году указом президиума РСФСР И.А. Одингу за выдающиеся заслуги в области науки и техники было присвоено почетное звание заслуженного деятеля науки и техники РСФСР.

В 1941г. началась война. Ленинград, где жил И.А. Одинг, был окружен немцами. Иван Августович, как и все жители Ленинграда, участвовал в обороне города, много работал, а после работы выходил на дежурства, тушил зажигательные бомбы, помогал обессиленным. С конца февраля 1942 г. И.А. Одинг начал работать на Невском машиностроительном заводе, выполнявшем заказы военных защитников Ленинграда. В июле 1942 г.И.А. Одинг был эвакуирован из Ленинграда в Москву, где его назначили директором Центрального научно-исследовательского института тяжелого машиностроения (ЦНИИТМАШ). Этот институт в 1942 г. возрождался на основе оборудования и людей, оставшихся в Москве в октябре 1941 г. (после эвакуации большинства сотрудников), и постепенно возвращающихся в Москву работников, института. Создание ЦНИИТМАШ было первой задачей, которая стояла перед директором практически вновь создаваемого института, и она была выполнена в короткий срок.

Назначение профессора И.А. Одинга директором ЦНИИТМАШ не было случайным. К 1941 г. он был уже известен как профессор, уникально сочетающий ученого, технолога и инженера. В предвоенные годы И.А. Одинг проводил работы практически по всем видам машиностроительной технологии: термическая обработка, обработка резанием, сварка, прокатка (например, прокатка баббитов, которые считались в то время недеформируемыми сплавами) и др.

Научный подход к решению инженерных задач сделал И.А. Одинга в 30— годы постоянным консультантом на таких заводах страны, как «Большевик», «Кировский металлический», Балтийский, «Невский машиностроительный» имени В.И. Ленина, «Русский дизель» (Ленинград), Уральский тяжелого машиностроения (Свердловск), Турбинный (Харьков) и др.

Одновременно с педагогической деятельностью И.А. Одинг проводил научные исследования на заводе «Электросила». В 1923г. организовал лабораторию по исследованию металлов. В этой лаборатории в довоенный период И.А. Одингом были выполнены важные научно-исследовательские работы, связанные с изучением свойств крупных поковок и отливок, процессов усталости металлов, физических и технологических свойств металлов.

Работая на заводе, И.А. Одинг развивал научный подход, столь необходимый для совершенствования технологии получения крупных поковок и отливок.

Проведение этих исследований было вызвано строительством первых в СССР мощных гидрогенераторов, турбогенераторов и специальных электрических машин.

Результаты работ позволили заводу "Электросила" впервые в мире создать турбогенератор мощностью 100 тыс. кВт при частоте вращения 3000 об/мин. За непосредственное руководство изготовлением тяжелой поковки для ротора массой т (отливка 135 т) этого генератора И.А. Одинг был удостоен Государственной премии СССР I степени.

Перед коллективом института ЦНИИТМАШа была поставлена грандиозная задача — создать газовую турбину. С этой целью был организован ряд новых лабораторий и отделов: жаропрочных сплавов, механизмов и машин, оптических методов исследования, ползучести, прочности и др. В ЦНИИТМАШе проявился талант не только Одинга - руководителя, но и Одинга - ученого, поставившего и решившего ряд крупных проблем, Одинга - профессора, организовавшего аспирантуру и подготовившего большое число специалистов по различным отраслям науки и техники.

Важное научное значение для теории жаропрочности имели опубликованные в то время работы И.А. Одинга. Разработанный им кольцевой метод испытаний на релаксацию является до сих пор основным при определении релаксационной стойкости материалов. Этот метод получил распространение не только в России, но и за рубежом. Большое значение для развития исследований по жаропрочности имели новые испытательные машины, разработанные под руководством И.А. Одинга и изготовленные на опытном заводе ЦНИИТМАШ.

В 1946 г. И.А. Одинг был избран членом-корреспондентом Академии наук СССР. В связи с этим Иван Августович перешел на работу в Институт машиноведения АН СССР, заняв должность заместителя директора института и заведующего отделом прочности. Здесь, в рамках отдела, он организовал лабораторию ползучести металлов. В этот период в отделе были проведены важные исследования в области физики прочности и ползучести металлов, которые затем были продолжены в Институте металлургии (ИМЕТе) им. А.А. Байкова АН СССР. В этот институт он перешел на работу в 1953 г. по приглашению его директора, вице президента АН СССР И.П. Бардина. В ИМЕТе И.А. Одинг организовал лабораторию прочности металлов. Она отличалась от подобных лабораторий методологическим подходом к анализу прочности, включающим междисциплинарный анализ различных явлений, происходящих в металлах под нагрузкой, таких как усталость, ползучесть, релаксация напряжений, хрупкое разрушение и др. В последние годы он был зам.

директора ИМЕТа.

Основные результаты научных исследований И.А. Одинга опубликованы в восьми монографиях и более чем в 200 научных статьях.

В годы начала индустриализации страны большое значение имела научно популярная литература. Вот названия таких книг, написанных Иваном Августовичем в 1925—27 гг. (серия «За рабочим столом»): «Инструментальная сталь и ее закалка», «Сварка металлов», «Модельное дело» и др.

В 1927 г. вышла книга И.А. Одинга «Современные методы испытания металлов», впервые осветившая этот важный вопрос в русской технической литературе. Эта блестяще написанная книга выдержала четыре издания (последнее — в 1944 г.). В 1932 г. И.А. Одинг опубликовал книгу «Прочность металлов», выдержавшую три издания (последнее — в 1937 г.). Это был первый учебник, в котором вопросы металловедения были освещены с позиций прочности металлов с учетом задач машиностроения.

В 1934 г. вышла книга И.А. Одинга (в соавторстве с П.В. Михайловым Михеевым) «Материалы турбин и турбогенераторов». В книге сконцентрирован опыт ведущих металлургических и машиностроительных заводов Европы и СССР по вопросу изготовления и методов испытания крупных и высококачественных поковок и отливок. Этом же вопросам была в дальнейшем посвящена книга «Основы прочности металлов паровых котлов, турбин и турбогенераторов», вышедшая в г. В этом же году была издана книга «Структурные признаки усталости металлов как следствие установления причин аварий машин». Все эти книги имели целевое назначение: одни предназначались конструкторам-машиностроителям, другие — исследователям-металловедам. На развитие отечественного машиностроения определяющее влияние оказала монография И.А. Одинга «Допускаемые напряжения и циклическая прочность металлов» (четыре издания).

Фундаментальный вклад И.А. Одинг внес в развитие дислокационной теории металлов. Он был первым из советских ученых, признавших и понявших перспективность идей теории дислокаций для развития современных представлений о роли дислокаций в формировании свойств металлов. В 1959 г. Иван Августович издает книгу «Теория дислокаций в металлах и ее применение». В ней лаконично и строго изложены элементы теории дислокаций, а также вопросы приложения этой теории к решению различных задач металловедения. Важным этапом в развитии прикладных вопросов теории дислокаций было издание в 1969 г. коллективной монографии «Теория ползучести и длительной прочности» (Одинг И.А., Иванова B.C., Бурдукский В.В., Геминов В.Н.), переведенной впоследствии в Англии и удостоенной премии АН СССР им. П.П. Аносова. На базе дислокационной теории были разработаны методы термопластического упрочнения металлов и сплавов, широко распространенные в настоящее время.

В проблемах прочности материалов Иван Августович заглянул далеко вперед.

Так, в статье "Паутинка, заменяющая канат" (Комсомольская правда от 27 апреля 1958 г.) он мечтал о «кружевных мостах и невесомых самолетах», построенных на базе сверхпрочных нитей. Эти нити сейчас созданы и используются в композиционных материалах.

После смерти И.А. Одинга в 1964г. лабораторию прочности в Институте металлургии возглавила его ученица профессор, д.т.н., заслуженный деятель науки и техники России Иванова Вера Семеновна. После 25-летнего руководства лабораторией прочности B.C. Иванову сменил ее ученик профессор, д.т.н. Терентьев В.Ф., продолжающий научные традиции школы И.А. Одинга.

В настоящее время эту лабораторию возглавляет молодой доктор технических наук А.Г. Колмаков – продолжатель школы И.А. Одинга в третьем поколении.

Развитие идей И.А. Одинга нашло отражение в более чем 30 монографиях его учеников, некоторые из которых изданы за рубежом. Это является свидетельством значимости его междисциплинарного подхода к решению проблем прочности в материаловедении.

ПРОГРАММА ПРОГРАММА КОНФЕРЕНЦИИ 10.09. 00 Регистрация участников 10 – Открытие конференции 00 Приветственное слово участникам конференции 10 – академика Банных О.А.

ПЛЕНАРНЫЕ ДОКЛАДЫ СОПРЕДСЕДАТЕЛИ: чл.корр. Алымов М.И.

д.т.н. Матюнин В.М.

ИВАН АВГУСТОВИЧ ОДИНГ – ВЫДАЮЩИЙСЯ УЧЕНЫЙ МАТЕРИАЛОВЕД 10 10 – 10 Банных О.А.

Россия, ИМЕТ РАН КОНСТРУКЦИОННЫЕ КОНСОЛИДИРОВАННЫЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ НАНОМАТЕРИАЛЫ 40 10 – 11 Алымов М.И.

Россия, ИМЕТ РАН ОСОБЕННОСТИ РАЗРУШЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ТРИП – СТАЛЕЙ В УСЛОВИЯХ ЦИКЛИЧЕСКОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ 10 11 – 11 Терентьев В.Ф.

Россия, ИМЕТ РАН 40 ПЕРЕРЫВ 11 – ПРОЧНОСТЬ СТАЛЬНОГО ПРОКАТА ДЛЯ УНИКАЛЬНЫХ СТРОИТЕЛЬНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КОНСТРУКЦИЙ 50 11 – 12 Одесский П.Д.

Россия, ЦНИИСК им. В.А. Кучеренко ОАО «НИЦ «Строительство»

ИНДЕНТИРОВАНИЕ И РАСТЯЖЕНИЕ МАТЕРИАЛОВ НА РАЗНЫХ РАЗМЕРНЫХ УРОВНЯХ 20 Матюнин В.М.

12 – Россия, Национальный Исследовательский Университет «Московский Энергетический Институт»

ЛИТЫЕ КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ С МНОГОУРОВНЕВЫМ УПРОЧНЕНИЕМ 50 12 – 13 Калашников И.Е., Чернышова Т.А., Болотова Л.К.

Россия, ИМЕТ РАН 20 ПЕРЕРЫВ НА ОБЕД 13 – БУДУЩЕЕ КОМПОЗИТОВ С МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕЙ 30 Милейко С.Т.

14 – Россия, ИФТТ РАН ОСНОВОПОЛАГАЮЩИЕ РАБОТЫ И.А.ОДИНГА ПО АНАЛИЗУ АВАРИЙНЫХ РАЗРУШЕНИЙ И НАКОПЛЕНИЮ ПОВРЕЖДЕННОСТИ 00 15 – 15 Ботвина Л.Р.

Россия, ИМЕТ РАН ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ДЕФОРМАЦИЙ НА ФОРМИРОВАНИЕ СОПРОТИВЛЕНИЯ МнЦУ ДЕТАЛЕЙ ГТД 30 15 – 16 Петухов А.Н.

Россия, ФГУП «ЦИАМ им. П.И. Баранов ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ НАНОМАТЕРИАЛЫ С ПОВЫШЕННЫМИ МЕХАНИЧЕСКИМИ ХАРАКТЕРИСТИКАМИ 00 16 – 16 Колмаков А. Г.

Россия, ИМЕТ РАН НАНО СТРУКТУРНЫЕ ГАЗОТЕРМИЧЕСКИЕ ПОКРЫТИЯ 30 Калита В. И., Комлев Д.И., Благовещенский Ю.В., Самохин А.В., Мельник Ю.И.

16 – Россия, ИМЕТ РАН 11.09. СОПРЕДСЕДАТЕЛИ: д.т.н. Терентьев В.Ф.

д.т.н. Шелест А.Е.

ЭФФЕКТ ОДНОВРЕМЕННОГО ПОВЫШЕНИЯ ПРОЧНОСТИ И КОРРОЗИОННОЙ СТОЙКОСТИ В СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ РКУ-ПРЕССОВАНИЯ Чувильдеев В.Н. 1, Копылов В.И. 2, Нохрин А.В. 1, Бахметьев А.М. 3, Тряев П.В.

, Сандлер Н.Г. 3, Пискунов А.В. 1, Козлова Н.А. 1, Мелехин Н.В. 1, Чегуров М.К.

30 40,. Бутусова Е.Н 10 – 10 Россия, Научно-исследовательский физико-технический институт Нижегородского государственного университета им. Н.И. Лобачевского Беларусь, Физико-технический институт Национальной Академии Наук Беларуси Россия, ОАО «ОКБМ Африкантов»

СТРУКТУРА И ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ПРОЧНОСТЬ СПЛАВА Nb-6, МАС.%Si С НАПРАВЛЕННЫМ ЭВТЕКТИЧЕСКИМ И ЭВТЕКТОИДНЫМ РОСТОМ 40 10 – 10 Карпов М.И., Коржов В.П., Внуков В.И., Прохоров Д.В., Строганова Т.Н., Кийко В.М., Желтякова И.С.

Россия, Институт физики тврдого тела РАН ПРЕДЕЛЬНЫЕ СОСТОЯНИЯ НА МИКРО-- И МАКРОУРОВНЯХ ПРИ ЦИКЛИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИИ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ 50 Романов А.Н.

10 – Россия, Институт машиноведения им. А.А.Благонравова Российской академии наук ОПРЕДЕЛЕНИЕ СОПРОТИВЛЕНИЯ ДЕФОРМАЦИИ ПРИ ПРОИЗВОДСТВЕ ГОРЯЧЕКАТАНЫХ БЕСШОВНЫХ ТРУБ 00 Голубчик Р.М., Меркулов Д.В., Чепурин М. В. Шелест А. Е.

11 – Россия, Национальный исследовательский университет «МЭИ»

Россия, ИМЕТ РАН МЕХАНИЧЕСКИЕ, АКУСТИЧЕСКИЕ И СТРУКТУРНЫЕ СВОЙСТВА НОВЫХ СПЛАВОВ 54.6Ni-11Fe-30Cr-3.5Nb-0.5Ti-0.4C и 58Ni-11Fe-30Cr-0.5Nb 0.5Ti В ОБЛАСТИ ТЕМПЕРАТУР 4.2-440 К Семеренко Ю.А. 1, Ющенко К.А. 2, Табачникова Е.Д. 1, Скибина Л.В. 1, 10 Савченко В.С. 2, Тихоновский М.А. 3, Бовда А.М. 3, Рудычева Т.Ю. 11 – 11 Украина, ФТИНТ им. Б.И. Веркина НАНУ Украина, Институт электросварки им. Е.О. Патона НАНУ Украина, Национальный научный центр ”Харьковский физико-технический институт” МАЛОЦИКЛОВАЯ УСТАЛОСТЬ СПЛАВА ТИПА ВКНА В ЗАВИСИМОСТИ ОТ КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКОЙ ОРИЕНТАЦИИ 20 МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ 11 – Беляев М.С., Горбовец М.А., Базылева О.А.

Россия, ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ КИНЕТИКА ДЕФЕКТОВ И ДОЛГОВЕЧНОСТЬ НИКЕЛЕВЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ ПРИ ЭКСПЛУАТАЦИИ 20 11 – 11 Емалетдинов А.К.

Россия, Уфимский государственный авиационный технический университет ПРОЧНОСТНЫЕ СВОЙСТВА ГРАФЕНА И ГРАФАНА В СВЯЗИ С ИНТЕРКАЛЯЦИЕЙ ТВЁРДОГО ВОДОРОДА 30 Нечаев Ю.С.

11 – Россия, ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина», Институт металловедения и физики металлов им. Г.В. Курдюмова 40 ПЕРЕРЫВ 11 – УЧЕТ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИЙ ПРИ ЭКСПАНДИРОВАНИИ ТРУБЫ 50 Шинкин В.Н.

11 – Россия, НИТУ «Московский институт стали и сплавов»

МОДЕЛИРОВАНИЕ ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫХ ИССЛЕДОВАНИЙ НА СОПРОТИВЛЕНИЕ РАЗРУШЕНИЮ КЕРАМИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ 00 Батанова О.А. 1, Гогоци Г.А. 2, Матвиенко Ю.Г. 12 – 12 Россия, Институт машиноведения им. А.А. Благонравова РАН Украина, Институт проблем прочности им. Г.С. Писаренко НАН Украины ОЦЕНКА ВНУТРЕННЕГО КОЭФФИЦИЕНТА РАЗМАГНИЧИВАНИЯ СЕРОГО И ВЫСОКОПРОЧНОГО ЧУГУНОВ 10 Сандомирский С.Г.

12 – РБ, Объединенный институт машиностроения Национальной академии наук Беларуси МАТЕМАТИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ МИКРОКАМЕРТОННОГО СЕНСОРА ПАРАМЕТРОВ ТОНКИХ ПЛЕНОК В ЗАДАЧАХ 20 МУЛЬТИРЕЗОНАНСНОГО МИКРО- И НАНОВЗВЕШИВАНИЯ 12 – Симонов В.Н., Матисон Н.Л., Лошманов Л.П., Гольцев В.Ю.

Россия, НИЯУ «МИФИ»

ВЛИЯНИЕ МАГНИТНО-ИМПУЛЬСНОЙ ОБРАБОТКИ НА МИКРОТВЕРДОСТЬ И МИКРОПОРИСТОСТЬ СПЛАВОВ 30 12 – 12 Комшина А.В., Помельникова А.С., Шипко М.Н.

Россия, МГТУ им. Н.Э. Баумана КИНЕТИЧЕСКИЯ ТЕОРИЯ ФОРМИРОВАНИЯ МЕЛКОЗЕРНИСТОЙ СТРУКТУРЫ В МОНОКРИСТАЛЛАХ 40 12 – 12 Сарафанов Г.Ф.

Россия, НФ ИМАШ РАН ТЕОРИЯ ФРАКТАЛОВ И ДРОБНЫХ ОПЕРАТОРОВ КАК ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКАЯ ПРОГРАММА В ФИЗИКЕ И МАТЕМАТИКЕ:

50 ФРАКТАЛЬНАЯ ПАРАДИГМА И МЕТОД 12 – Потапов А.А.

Россия, ИРЭ им. В.А. Котельникова РАН 00 ПЕРЕРЫВ НА ОБЕД 13 – МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И РЕАКЦИОННАЯ СПОСОБНОСТЬ НАНОКОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ ФУЛЛЕРЕНА С60/С70 И ПОЛИПРОПИЛЕНА Монахова Т.В.1, Польщиков С.В.2, Недорезова П.М.2, Клямкина А.Н.2, 00 Баранов А.О.2, Марголин А.Л. 14 – 14 Россия, Институт биохимической физики им. Н.М. Эмануэля Российской академии наук Россия, Институт химической физики им. Н.Н. Семенова Российской академии наук ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ СОЗДАНИЯ ФЕРРИТНЫХ СТАЛЕЙ С НАНОРАЗМЕРНЫМИ ЭЛЕМЕНТАМИ СТРУКТУРЫ 10 14 – 14 Удовский А.Л.

Россия, ИМЕТ РАН МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ С ЦИЛИНДРИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПИЕЙ 20 Сидоров О.В.

14 – Россия, Московский государственный машиностроительный университет «МАМИ»

МЕХАНИЗМЫ ЗАРОЖДЕНИЯ УСТАЛОСТНЫХ ТРЕЩИН НА МЕЗОМАСШТАБНОМ УРОВНЕ В ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЯХ ТВЕРДОГО 30 ТЕЛА ПРИ ЦИКЛИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИИ 14 – Елсукова Т.Ф., Попкова Ю.Ф., Панин В.Е.

Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН ОЦЕНКА СКЛОННОСТИ МЕТАЛЛОКОНСТРУКЦИЙ К ЗАМЕДЛЕННОМУ РАСТРЕСКИВАНИЮ С ПРИМЕНЕНИЕМ ПЕРЕНОСНОГО АТОМНОГО 40 МИКРОСКОПА 14 – Гневко А.И., Мукомела М.В., Соловов С.Н., Шевченко В.А.

Россия, ФГВОУ ВПО Военная академия РВСН имени Петра Великого КОНЦЕНТРАЦИОННЫЕ ПОЛЯ C УНИКАЛЬНЫМИ СХЕМАМИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ КАК ГЕНОТИП ТРЕХКОМПОНЕНТНОГО СПЛАВА 50 14 – 15 Луцык В.И.

Россия, Институт физического материаловедения СО РАН ОЦЕНКА РАЗМЕРА НАИМЕНЬШЕГО СТРУКТУРНОГО ЭЛЕМЕНТА ДЕФОРМИРУЕМЫХ ТВЕРДЫХ ТЕЛ 00 Фдоров С.В.

15 – Россия, ФГБОУ ВПО «Калининградский государственный технический университет»

ВЛИЯНИЕ ЭЛЕКТРОННО-ПУЧКОВОЙ ОБРАБОТКИ НА ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ И ФАЗОВОГО СОСТАВА СТАЛИ 20Х23Н18, ПОДВЕРГНУТОЙ УСТАЛОСТНОМУ НАГРУЖЕНИЮ 10 Сизов В.В., Воробьев С.В., Иванов Ю.Ф.*, Столбоушкина О.А., Коновалов С.В., 15 – Комиссарова И.А., Громов В.Е.

Россия, Сибирский государственный индустриальный университет *Россия, Институт сильноточной электроники Сибирского отделения РАН СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА НЕРАЗЪЕМНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ИЗ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ МАРГАНЦОВИСТЫХ СТАЛЕЙ 20 15 – 15 Сараев Ю.Н., Безбородов В.П.

Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН 30 ПЕРЕРЫВ 15 – ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ДВОЙНИКОВЫХ ПРОСЛОЕК, НЕ ПЕРЕСЕКАЮЩИХСЯ ДРУГ С ДРУГОМ 40 15 – 15 Босин М.Е., Русскин В.М.

Украина, Харьковская гуманитарно-педагогическая академия РАЗМЕРНАЯ ЗАВИСИМОСТЬ МОДУЛЯ УПРУГОСТИ ДЛЯ C, Si, Ge 50 Магомедов М.Н.

15 – Россия, ФГБУН Институт проблем геотермии Дагестанского НЦ РАН ПРИМЕНЕНИЕ АКУСТИЧЕСКОЙ ЭМИССИИ ДЛЯ ОПРЕДЕЛЕНИЯ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ В 00 УСЛОВИЯХ МНОГОЦИКЛОВОЙ УСТАЛОСТИ 16 – Беженов С.А.

Украина, Запорожский национальный технический университет СРАВНИТЕЛЬНЫЙ АНАЛИЗ ДИНАМИКИ СТАЛЬНЫХ И ДЮРАЛЮМИНИЕВЫХ БУРОВЫХ ШТАНГ 10 16 – 16 Хаджиева Л.А., Кыдырбекулы А.Б.

Казахстан, Казахский национальный университет им. аль-Фараби ИСПОЛЬЗОВАНИЕ ТЕМПЛАТ – АССИСТИРУЕМОГО ЗОЛЬ-ГЕЛЬ МЕТОДА ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ МЕЗОПОРИСТЫХ КАТАЛИЗАТОРОВ НА ОСНОВЕ ОКСИДА АЛЮМИНИЯ 20 16 – 16 Ямановская И.А.1, Виноградов В.В.1,2, Агафонов А.В.1, Россия, Институт химии растворов Российской академии наук Россия, Ивановский государственный химико-технологический университет НИЗКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ ЗОЛЬ-ГЕЛЬ СИНТЕЗ ГЕТЕРООКСИДНЫХ МАТЕРИАЛОВ ПО ТИПУ CoTiO3 И Fe2TiO5 БЕЗ ПРОКАЛИВАНИЯ 30 16 – 16 Герасимова Т.В., Виноградов А.В., Агафонов А.В., Россия, Институт химии растворов РАН ОБРАЗОВАНИЕ ПОР НА ПОВЕРХНОСТИ P-INP ПРИ МЕХАНИЧЕСКОМ ПОВРЕЖДЕНИИ ПЛАСТИНЫ 40 16 – 16 Сычикова Я.А.

Украина, Бердянский государственный педагогический университет ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ХЛОРИДМАГНИЕВИХ РАСТВОРОВ С КАУСТИЧЕСКИМ ДОЛОМИТОМ И ПОЛУЧЕНИЕ ВЫСОКОЧИСТОГО 50 МАГНИЯ ОКСИДА 16 – Дуда О.М.

Украина, Прикарпатський национальный университет им. В. Стефаныка 10.09.2012 - 12.09. СТЕНДОВЫЕ ДОКЛАДЫ ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРНО-ФАЗОВОГО ГРАДИЕНТА В УГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ ЭЛЕКТРОННО-ПУЧКОВОЙ ОБРАБОТКОЙ Гришунин В.А., Воробьев С.В., Иванов Ю.Ф.*, Коновалов С.В., Комиссарова И.А., Громов В.Е.

Россия, Сибирский государственный индустриальный университет *Россия, Институт сильноточной электроники Сибирского отделения РАН ТЕМПЕРАТУРНАЯ ЗАВИСИМОСТЬ УПРУГО-ПРОЧНОСТНЫХ ХАРАКТЕРИСТИК ОРГАНИЧЕСКИХ СТЕКОЛ Яковлев Н.О.

Россия, ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССА ФРАГМЕНТАЦИИ В ПОЛИКРИСТАЛЛАХ И ОБРАЗОВАНИЯ СУБЗЕРЕННОЙ И ЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРЫ Сарафанов Г.Ф., Перевезенцев В.Н.

Россия, НФ ИМАШ РАН ИССЛЕДОВАНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ НОВЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ АУСТЕНИТНЫХ АЗОТСОДЕРЖАЩИХ СТАЛЕЙ Самсонова М.А.

Россия, ИМЕТ РАН РАСЧЕТ БЛИЖНЕГО ПОРЯДКА И СТАТИЧЕСКИХВ СМЕЩЕНИЙ АТОМОВ РАМКАХ ТРЕХ-ПОДРЕШЕТОЧНОЙ МОДЕЛИ В ПРИБЛИЖЕНИИ 3-Х КООРДИНАЦИОННЫХ СФЕР ДЛЯ ОЦК-ФАЗЫ СИСТЕМЫ Fe-Cr.

Удовский А.Л., Купавцев М.В., Васильев Д.А.

Россия, ИМЕТ РАН ТЕРМИЧЕСКАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ НАНО- И МИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ РКУ ПРЕССОВАНИЯ Чувильдеев В.Н. 1, Нохрин А.В. 1, Копылов В.И. 2, Смирнова Е.С. 1, Мелехин Н.В. 1, Лопатин Ю.Г. 1, Пискунов А.В. 1, Пирожникова О.Э. Россия, Научно-исследовательский физико-технический институт Нижегородского госуниверситета им. Н.И. Лобачевского Беларусь, Физико-технический институт НАН Беларуси Россия, Нижегородский филиал Института машиноведения РАН ВЛИЯНИЕ СТАРЕНИЯ НА КОРРОЗИОННО-УСТАЛОСТНУЮ ПРОЧНОСТЬ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ТРУБНЫХ СТАЛЕЙ Бутусова Е. Н., Нохрин А. В., Чувильдеев В. Н.

Россия, Научно-исследовательский физико-технический институт Нижегородского государственного университета им. Н.И. Лобачевского ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИЦИОННЫХ ПОКРЫТИЙ НИКЕЛЬ – КАРБОНИТРИД ХРОМА Ноздрин И.В., Галевский Г.В., Ширяева Л.С., Руднева В.В.

Россия, Сибирский государственный индустриальный университет АКУСТИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ВЫСОКОЭНТРОПИЙНОГО СПЛАВА Al0.5CoCuCrNiFe Семеренко Ю.А. 1, Табачникова Е.Д. 1, Лактионова М.А. 1, Тихоновский М.А. 2, Тортика А.С. Украина, ФТИНТ им. Б.И. Веркина НАНУ Украина, ННЦ ХФТИ НАНУ ВЛИЯНИЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОГО «ВНУТРЕННЕГО» АЗОТИРОВАНИЯ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ 08Х17Т Рогачев С.О., Хаткевич В.М., Никулин С.А., Рожнов А.Б.

Россия, Национальный Исследовательский Технологический Университет «МИСиС»

ВЛИЯНИЕ ТОНКОПЛЕНОЧНЫХ ПОКРЫТИЙ НА ДИСЛОКАЦИОННУЮ МИКРОПЛАСТИЧНОСТЬ ЩЕЛОЧНО-ГАЛОИДНЫХ КРИСТАЛЛОВ ПРИ КОНТАКТНЫХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ Савенко В.И.

Россия, Институт физической химии и электрохимии им. А.Н.Фрумкина РАН ОБЪЕМНАЯ ПЛОТНОСТЬ ЭНЕРГИИ ДЕФОРМАЦИИ В ДВУХКОМПОНЕНТНЫХ ВОЛОКНИСТЫХ КОМПОЗИТАХ НА ОСНОВЕ СВЯЗУЮЩЕГО ЭПАФ Бардушкин В.В. 1, Колесников И.В. 2, Лапицкий А.В. 2, Сычев А.П. 3, Яковлев В.Б. Россия, Национальный исследовательский университет «МИЭТ»

Россия, Ростовский государственный университет путей сообщения;

Россия, Южный научный центр РАН ДЕФОРМАЦИОННОЕ УПРОЧНЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ЦЕМЕНТОВАННЫХ СТАЛЕЙ Пахомова С.А.

Россия, Московский Государственный Технический университет им. Н.Э. Баумана УПРАВЛЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ МАТЕРИАЛА ПРИНАНЕСЕНИИ ПОКРЫТИЯ Мокрицкий Б.Я., Бурков А.А., Саблин П.А.

Россия, КнАГТУ ПРИМЕНЕНИЯ ФРАКТАЛЬНОГО АНАЛИЗА ДЛЯ ОЦЕНКИ КАЧЕСТВА ИНЖЕНЕРНОЙ ПОВЕРХНОСТИ И ДИНАМИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ЕЕ СТРУКТУРЫ Потапов А.А., Вячеславова О.Ф., Бавыкин О.Б.

Россия, ИРЭ им. В.А. Котельникова РАН;

Университет машиностроения МГТУ МАМИ ОСОБЕННОСТИ РАЗРАБОТКИ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОЦЕССА ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛЕЙ С ПРИМЕНЕНИЕМ ФРАКТАЛЬНОГО АНАЛИЗА ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ Потапов А.А., Вячеславова О.Ф., Бавыкин О.Б.

Россия, ИРЭ им. В.А. Котельникова РАН;

Университет машиностроения МГТУ МАМ СТРУКТУРНАЯ И ДЕФОРМАЦИОННАЯ НЕОДНОРОДНОСТЬ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ ПРИ ЦИКЛИЧЕСКОМ УПРУГОПЛАСТИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИИ Романов А.Н., Филимонова Н.И.

Россия, Институт машиноведения им. А.А.Благонравова Российской академии наук СТРУКТУРНЫЕ ОСОБЕННОСТИ ТРАНСКРИСТАЛЛИТНОГО И ИНТЕРКРИСТАЛЛИТНОГО УСТАЛОСТНОГО РАЗРУШЕНИЯ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ Романов А.Н., Филимонова Н.И.

Россия, Институт машиноведения им. А.А.Благонравова Российской академии наук ПОРОШКОВЫЕ СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ RuAl Морозов А.Е., Поварова К.Б., Дроздов А.А.

Россия, ИМЕТ РАН СТРУКТУРНАЯ И ФАЗОВАЯ ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТЬ РЕЛАКСАЦИОННЫХ МАГНИТНЫХ ПАРАМЕТРОВ СТАЛЕЙ Сандомирский С.Г.

РБ, Объединенный институт машиностроения Национальной академии наук Беларуси ЛИТЫЕ СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ МОНОАЛЮМИНИДА РУТЕНИЯ Дроздов А.А., Поварова К.Б., Морозов А.Е.

Россия, ИМЕТ РАН ПРОСТОЕ И СЛОЖНОЕ НАГРУЖЕНИЕ ОБРАЗЦОВ СЕРОГО ЧУГУНА Рычков Б.А., Гончарова И.В., Волков А.В.

Кыргызстан, ГОУВПО Кыргызско-Российский Славянский Университет им. Б.Н. Ельцина ЛОКАЛЬНАЯ КРИТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ИНИЦИИРОВАНИЯ ХРУПКОГО РАЗРУШЕНИЯ В ОКРЕСТНОСТИ КОНЦЕНТРАТОРА НАПРЯЖЕНИЙ Грищенко В.Н. Котречко С.А. Мамедов С.А Украина, Институт металлофизики НАН Украины ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА РАЗМЕР ОКР В ОЦК СПЛАВАХ СИСТЕМ Fe - (Cr, V, Mo) Удовский А.Л.1, Смирнов И.С.2, Новоселова Е.Г.2,Монахов И.С. Россия, ИМЕТ РАН Россия, Московский институт электроники и математики НИУ ВШЭ ФОКУСИРОВКА СТАТИЧЕСКИХ СМЕЩЕНИЙ АТОМОВ В ПРИБЛИЖЕНИИ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ В 3-Х КООРДИНАЦИОННЫХ СФЕРАХ ДЛЯ ОЦК-ФАЗЫ СИСТЕМЫ Fe-Cr: МОДЕЛИРОВАНИЕ И ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЙ ТЕСТ Удовский А.Л.1, Колотушкин В.П. Россия, ИМЕТ РАН Россия, ОАО «ВНИИНМ» им. А.А. Бочвара ОПРЕДЕЛЕНИЕ МЕТОДОМ УРАФ ЭЛЕКТРОННЫХ СВОЙСТВ ПЕРЕХОДНЫХ МЕТАЛЛОВ Графутин В.И., Прокопьев Е.П.

НИЦ «Курчатовский институт» Федеральное государственное бюджетное учреждение Россия, ФГБУ «ГНЦ РФ – ИТЭФ»

ЖАРОПРОЧНЫЕ ЭВТЕКТИЧЕСКИЕ ВОЛОКОНА ДЛЯ КОМПОЗИТНЫХ МАТЕРИАЛОВ Кийко В.М., Колчин А.А., Милейко С.Т., Новохатская Н.И.

Россия, Институт физики твердого тела РАН МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ КОМПОЗИЦИИ ПОДЛОЖКА СТАЛЬ 65Г – ПОКРЫТИЕ 60Х24АГ16, ПОЛУЧЕННОЙ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ НАПЛАВКОЙ Деревягина Л.С., Наркевич Н.А., Гордиенко А.И., Тагильцева Д.Н.

Россия, ИФПМ СО РАН ИССЛЕДОВАНИЯ СТАТИЧЕСКИХ СМЕЩЕНИЙ АТОМОВ В РАЗНЫХ КООРДИНАЦИОННЫХ СФЕРАХ В ОЦК СПЛАВАХ СИСТЕМ Fe-Cr и Fe-V Колотушкин В.П., Чеботарев Я.Н.

Россия, ОАО «ВНИИНМ» им. А.А. Бочвара МОДЕЛИРОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ РАЗМЕРНОГО НЕСООТВЕТСТВИЯ НА ДИСЛОКАЦИОННУЮ СТРУКТУРУ ЖАРОПРОЧНОГО СПЛАВА Емалетдинов А.К., Талипов Р.Р.

Россия, Уфимский государственный авиационный технический университет МОДЕЛИРОВАНИЕ РОСТА ПОР ПРИ ЦИКЛИЧЕСКОМ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИИ Емалетдинов А.К., Талипов Р.Р.

Россия, Уфимский государственный авиационный технический университет МОДЕЛИРОВАНИЕ РОСТА И КОАЛЕСЦЕНЦИИ ЗЕРЕН ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИИ Емалетдинов А.К., Талипов Р.Р.

Россия, Уфимский государственный авиационный технический университет МОДЕЛИРОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ НА ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНУЮ ПОЛЗУЧЕСТЬ Емалетдинов А.К., Талипов Р.Р.

Россия, Уфимский государственный авиационный технический университет ЧИСЛЕННОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТОЛЩИНЫ МОДИФИЦИРОВАННОГО ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ НА ШЕРОХОВАТОСТЬ ПОВЕРХНОСТИ В ПОЛИКРИСТАЛЛАХ ВЫСОКОПРОЧНОЙ СТАЛИ Зиновьева О.С.1,2, Романова В.А.1, Зиновьев А.В.1, Емельянова Т.В. Россия, ИФПМ СО РАН Россия, ТГУ ПОВЕРХНОСТНОЕ НАТЯЖЕНИЕ НИТЕВИДНЫХ КРИСТАЛЛОВ Киштикова Е.В., Рехвиашвили С.Ш.

Россия, Кабардино-Балкарский Государственный Университет ЭФФЕКТИВНЫЕ СВОЙСТВА МАГНИТОЭЛЕКТРОУПРУГИХ КОМПОЗИТОВ С ПЬЕЗОМАГНИТНОЙ МАТРИЦЕЙ И РЕГУЛЯРНОЙ СИСТЕМОЙ ЛЕНТОЧНЫХ ПЬЕЗОЭЛЕКТРИЧЕСКИХ ВКЛЮЧЕНИЙ Пастернак Я.М., Сулим Г.Т., Пастернак Р.М.

Украина, Луцкий национальный технический университет ВЛИЯНИЕ ТРАНСФОРМАЦИИ НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХ ВКЛЮЧЕНИЙ И ГРАНИЦ ВКЛЮЧЕНИЕ-МАТРИЦА ПРИ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОМ ВОЗДЕЙСТВИИ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ Губенко С. И.

Украина, Национальная металлургическая академия Украины ЭФФЕКТИВНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ ПЛАСТИНОК С ДВОЯКОПЕРИОДИЧЕСКИМИ СИСТЕМАМИ ПОДКРЕПЛЕННЫХ ОТВЕРСТИЙ Куцык С.Л, Пастернак Я.М.

Украина, Луцкий национальный технический университет ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О НАКОПЛЕНИИ ПОВРЕЖДЕНИЙ ПРИ ЦИКЛИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИИ Мацевитый В.М., Вакуленко К.В., Казак И.Б.

Украина, ИПМаш им. А.Н. Подгорного НАН Украины ПРИМЕНЕНИЕ КОМПЬЮТЕРНОГО МОДЕЛИРОВАНИЯ ДЛЯ ВЕРОЯТНОСТНОЙ ОЦЕНКИ ХАРАКТЕРИСТИК СОПРОТИВЛЕНИЯ УСТАЛОСТИ Библик И.В.

Украина, Институт проблем машиностроения им. А.Н. Подгорного МЕТОД ОЦЕНКИ ВРЕМЕНИ ДО РАЗРУШЕНИЯ РАДИОЭЛЕМЕНТОВ ПРИ ВИБРАЦИОННЫХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ Рощин К.В.

Россия, Кубанский государственный университет ВЕТВЛЕНИЕ ТРЕЩИН В НЕОДНОРОДНОМ МАТЕРИАЛЕ Максимов А. Б.

Украина, Керченский государственный морской технологический университет ЗАКОНОМЕРНОСТИ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ ДЕФОРМАЦИОННЫХ СКЛАДОК НА БОКОВЫХ ГРАНЯХ ГЦК-МОНОКРИСТАЛЛОВ ПРИ СЖАТИИ Чумаевский А.В.1, Лычагин Д.В.1,2, Алферова Е.А.2, Тарасов С.Ю. Россия, Томский государственный архитектурно-строительный университет Россия, Юргинский технологический институт Томского политехнического университета Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН СИНЕРГЕТИЧЕСКАЯ МОДЕЛЬ САМООРГАНИЗАЦИИ МИКРОПОВРЕЖДЕНИЙ В НАГРУЖЕННЫХ МАТЕРИАЛАХ Баранов В.П., Сергеев Н.Н., Пономарева М.В., Пузикова М.В.

Россия, Тульский государственный университет ПРИМЕНЕНИЕ КОРУНДОВЫХ МИКРОПОРОШКОВ В КАЧЕСТВЕ ПРИСАДОК В УГОЛЬНЫЕ ШИХТЫ Зеленский О.И.

Украина, Украинский государственный научно-исследовательский углехимический институт (УХИН) ФИЗИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ УПРАВЛЯЕМОЙ МАКРОСКОПИЧЕСКОЙ РОТАЦИИ ПРИ РАВНОКАНАЛЬНОМ УГЛОВОМ ПРЕССОВАНИИ МАТЕРИАЛОВ В ОСТРОУГОЛЬНЫХ ШТАМПАХ СЕГАЛА Периг А.В., Романко С.Н., Бондаренко С.И.

Украина, Донбасская госуд. машиностроительная академия ВЛИЯНИЕ ПОСЛЕКАСКАДНЫХ УДАРНЫХ ВОЛН НА МАЛЫЕ ВАКАНСИОННЫЕ СКОПЛЕНИЯ Маркидонов А.В.1, Старостенков М.Д. Россия, Филиал «Кузбасского государственного технического университета им. Т.Ф.

Горбачева»

Россия, Алтайский государственный технический университет ИЗМЕНЕНИЕ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ ХИМИЧЕСКИХ ЭЛЕМЕНТОВ И ЭЛЕКТРОПРОВОДНОСТИ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КОМПОЗИТОВ ПОД ДЕЙСТВИЕМ ТРЕНИЯ И ЭЛЕКТРИЧЕСКОГО ТОКА Алеутдинова М.И. 1,2, Фадин В.В. Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Россия, Северский технологический институт НИЯУ МИФИ ИНТЕНСИВНОСТЬ ИЗНАШИВАНИЯ И ЭЛЕКТРОПРОВОДНОСТЬ СКОЛЬЗЯЩЕГО КОНТАКТА ГРАФИТСОДЕРЖАЩИХ И БЕЗГРАФИТОВЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КОМПОЗИТОВ Фадин В.В.1, Алеутдинова М.И.1, Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Россия, Северский технологический институт НИЯУ МИФИ НЕОДНОРОДНОСТЬ ДЕФОРМАЦИИ И ТУРБУЛЕНТНОСТЬ В ПОВЕРХНОСТНОМ СЛОЕ МАТЕРИАЛА ПРИ ТРЕНИИ СКОЛЬЖЕНИЯ Рубцов В.Е.1, Тарасов С.Ю.1, Колубаев А.В.1, Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Россия, Национальный исследовательский Томский политехнический университет ИЗУЧЕНИЕ РАЗРУШЕНИЯ МАТЕРИАЛОВ С ТВЕРДЫМИ ПОКРЫТИЯМИ С ПОМОЩЬЮ АКУСТОЭМИССИИ Колубаев Е.А., Рубцов В.Е., Колубаев А.В., Лобач М.И., Гончаренко И.М.

Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН ГРАДИЕНТ ФАЗОВОГО СОСТАВА ЗОНЫ ЭЛЕКТРОВЗРЫВНОГО НАУГЛЕРОЖИВАНИЯ ТИТАНА ПОСЛЕ ЭЛЕКТРОНО-ПУЧКОВОЙ ОБРАБОТКИ Бащенко Л.П. 1, Соскова Н.А. 1, Райков С.В. 1, Ионина А.В. 1, Будовских Е.А. 1, Иванов Ю.Ф. 2, Громов В.Е. Россия, Сибирский государственный индустриальный университет Россия, Институт сильноточной электроники СО РАН ТРЕЩИНОСТОЙКОСТЬ ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ6 С УМЗ СТРУКТУРОЙ Дерюгин Е.Е., Суворов Б.И.

Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН ВЛИЯНИЕ СОСТАВА И СТРУКТУРЫ ЖЕЛЕЗОРУДНЫХ ОКАТЫШЕЙ НА ИХ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА Смагина А.В., Коровушкин В.В., Шипко М.Н., Комшина А.В.

Россия, НИТУ «МИСиС»

АТОМНАЯ СТРУКТУРА ТРОЙНЫХ СТЫКОВ ГРАНИЦ НАКЛОНА В ГЦК МЕТАЛЛАХ Полетаев Г.М., Дмитриенко Д.В., Старостенков М.Д.

Россия, Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова АТОМНАЯ СТРУКТУРА И ДИФФУЗИОННАЯ ПРОНИЦАЕМОСТЬ МЕЖФАЗНОЙ ГРАНИЦЫ Ni-Al (100) Полетаев Г.М., Санников А.В.

Россия, Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова ОПРЕДЕЛЕНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ПЛАВЛЕНИЯ НАНОЧАСТИЦ НЕКОТОРЫХ ГЦК МЕТАЛЛОВ Полетаев Г.М., Зюзина Ю.И.

Россия, Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова ОБ ЭКВИВАЛЕНТНОСТИ ПРОГРАММ ИСПЫТАНИЙ КОНСТРУКЦИЙ Петров М. Г.

Россия, Сибирский научно-исследовательский институт авиации имени С. А. Чаплыгина СТРУКТУРНЫЕ ТРАНСФОРМАЦИИ СПЛАВА Ni3Al С СИММЕТРИЧНОЙ ГРАНИЦЕЙ ЗЕРЕН 111 ПРИ ОДНООСНОЙ ДЕФОРМАЦИИ Годенова Е.Г.

Россия, Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ БЫСТРОРЕЖУЩИХ СТАЛЕЙ ПОЛУЧЕННЫХ ПО ТЕХНОЛОГИИ СТРУЙНОГО ФОРМОВАНИЯ Ульшин В.И., Ульшин С.В.

Украина, Институт проблем материаловедения им. И.Н.Францевича УПРУГОСТЬ И НЕУПРУГОСТЬ ГОРНЫХ ПОРОД Рычков Б.А., Лужанская Т.А.

Кыргызстан, Кыргызско – Российский Славянский университет им. Б.Н. Ельцина МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ ИЗГИБЕ И ПАРАМЕТРЫ СТРУКТУРЫ В ЗОНЕ ЛОКАЛИЗАЦИИ ДЕФОРМАЦИИ В ПОКРЫТИИ ИЗ АЗОТИСТОЙ СТАЛИ, НАПЛАВЛЕННОЙ ЭЛЕКТРОННЫМ ПУЧКОМ НА СТАЛЬ 65Г Наркевич Н.А., Миронов Ю.П., Деревягина Л.С., Тагильцева Д.Н.

Россия, ИФПМ СО РАН ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОДЛОЖКИ НА ПРОЧНОСТЬ МАТЕРИАЛА С ПОКРЫТИЕМ Балохонов Р.Р., Романова В.А., Мартынов С.А.

Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН ЧИСЛЕННОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЯ МАТЕРИАЛА С ДВУХСЛОЙНЫМ ПОКРЫТИЕМ Мартынов С.А., Балохонов Р.Р., Романова В.А.

Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН ФОРМИРОВАНИЕ РАСЧЕТНЫХ ОЦЕНОК НАГРУЖЕННОСТИ МАШИНОСТРОИТЕЛЬНЫХ МЕТАЛЛОКОНСТРУКЦИЙ Попович П.В., Сикорский С.П. Цьонь О.П.

Украина, Тернопольский национальный технический университет имени Ивана Пулюя ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ НАПРЯЖЕННО-ДЕФОРМИРОВАННОГО СОСТОЯНИЯ СЛОЖНОНАГРУЖЕННЫХ МЕТАЛЛОКОНСТРУКЦИЙ Рыбак Т.И., Сикорский С.П., Попович П.В.

Украина, Тернопольский национальный технический университет имени Ивана Пулюя СПЕКАНИЕ МЕТАЛЛОКЕРАМИКИ В ЭЛЕКТРОМАГНИТНОМ ПОЛЕ Опарина И.Б., Раваев А.А., Колмаков А.Г.

Россия, ИМЕТ РАН ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА МАРТЕНСИТНУЮ СТРУКТУРУ СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ Протасова Е.О., Киселева С.К., Абрамова М.М., Караваева М.В.

Россия, Уфимский государственный авиационный технический университет ТЕРМОСТАБИЛЬНОСТЬ МИКРОСТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ АУСТЕНИТНОЙ ХРОМОНИКЕЛИЕВОЙ СТАЛИ AISI 316L, ПОДВЕРГНУТОЙ РАВНОКАНАЛЬНОГОМУ УГЛОВОМУ ПРЕССОВАНИЮ Абрамова М.М., Караваева М.В., Александров И.В.

Россия, Уфимский государственный авиационный технический университет ИЗМЕНЕНИЕ ПРОЧНОСТНЫХ ХАРАКТЕРИСТИК МЕТАЛЛОВ В ПРОЦЕССЕ ЦИКЛИЧЕСКОГО НАГРУЖЕНИЯ Радченко А.И., Юцкевич С.С., Пантелеев В.М.

Украина, Национальный авиационный университет ОСОБЕННОСТИ РАЗРУШЕНИЯ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ И УДАРЕ СТАЛИ 12ГБА СО СТРУКТУРОЙ, МОДИФИЦИРОВАННОЙ ПОД ДЕЙСТВИЕМ ВСЕСТОРОННЕЙ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ КОВКИ Деревягина Л.С.1, Корзников А.В. 2, Сафаров И.М.2, Гладковский С.В. Россия, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Россия, Институт проблем сверхпластичности металлов РАН Россия, Институт машиноведения УрО РАН ВЛИЯНИЕ СОСТАВА УПРОЧНЯЮЩИХ ДИСПЕРСНЫХ ФАЗ НИКЕЛЯ И АЛЮМИНИДОВ НИКЕЛЯ И ТИТАНА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ КОРУНДА И МУЛЛИТА Евдокимов В.Ю., Тютькова Ю.Б., Егоров А.А., Овсянников Н.А., Федотов А.Ю., Севостьянов М.А., Пруцков М.Е., Аладьев Н.А., Лысенков А.С., Смирнов В.С., Баринов С.М.

Россия, ИМЕТ РАН ИЗМЕРЕНИЕ УПРУГИХ И НЕУПРУГИХ ХАРАКТЕРИСТИК УЛЬТРАЗВУКОВЫМ МЕТОДОМ Онанко А.П., Продайвода Г.Т., Вижва С.А., Онанко Ю.А.

Украина, Киевский национальный университет им. Т.Г. Шевченко СБОРНИК МАТЕРИАЛОВ ПЛЕНАРНЫЕ ДОКЛАДЫ КОНСТРУКЦИОННЫЕ КОНСОЛИДИРОВАННЫЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ НАНОМАТЕРИАЛЫ АЛЫМОВ М.И.

Россия, ИМЕТ РАН, alymov@imet.ac.ru Конструкционные материалы – материалы, основное свойство которых способность сопротивляться механическим нагрузкам без нарушения конструкционной прочности. Под нарушением конструкционной прочности понимают достижение такого состояния, когда нарушается конструктивная функция изделия, когда оно становится непригодным для эксплуатации. В прямом и более узком смысле слова под нарушением прочности понимается разделение тела на части [1]. Конструкционные наноматериалы – материалы, основное свойство которых (способность сопротивляться механическим нагрузкам без разрушения) реализуется за счет наличия в них наноразмерных элементов структуры (нанообъектов), к которым относятся зерна, выделения второй фазы и другие элементы структуры.

В статье 1921 года А. Гриффитс предположил, что можно повысить предел текучести материала методом «измельчения» структуры, пока не будет достигнута теоретическая прочность [2, 3]. Р. Фейнман в 1960 г. отмечал, что вследствие уменьшения размера зерен, кроме повышения прочности, следует ожидать значительных проблем обусловленные значительной неоднородностью структуры материала [4]. Следует учитывать также то, что с уменьшением размера зерен в нанообласть происходит изменение физических свойств материалов (электрических, магнитных, тепловых). Например, повышение электросопротивления может негативно сказаться на возможности применения наноструктурированных материалов в качестве электропроводящих материалов.

И.А. Одингом [5, 6] представлена зависимости прочности материала от плотности дислокаций. Однако значительное увеличение плотности дефектов, включая границы зерен для наноматериалов, не позволило достичь теоретической прочности, но результаты некоторых работ [7, 8] показывали, что прочность наноматериалов может быть очень высока.

Для конструкционных материалов, включая и конструкционные наноматериалы, основными являются механические, технологические и эксплуатационные свойства, которые характеризуют работоспособность и долговечность деталей и конструкций.

Прочность материала, определенная при испытании гладких лабораторных образцов, как правило, ниже прочности деталей конструкции. Кроме влияния таких условий испытаний, которые можно варьировать в лабораторных условиях, как температура и скорость деформации, длительность и цикличность нагружения, значительное влияние на прочность изделий оказывают масштабный фактор, концентрация напряжений и деформаций, степень трехосности напряженного состояния, запас упругой энергии в конструкции, появление и развитие трещин.

В последнее время значительные результаты достигнуты в разработке технологий, направленных на создание конструкционных наноматериалов, обладающих уникальным комплексом свойств и предназначенных для использования в полуфабрикатах, деталях и конструкциях гражданского и оборонного применения, создание металломатричных, керамоматричных и полимерных композиционных наноматериалов, а также наноструктурированных слоев и покрытий, с повышенными механическими и функциональными свойствами, а также метрологическое обеспечение, аттестацию, стандартизацию и сертификацию (исследование и контроль различными методами свойств и характеристик) новых конструкционных наноматериалов.

В качестве перспективных конструкционных наноматериалов рассматриваются стали и сплавы, керамика, композиционные материалы на основе металлической, керамической и полимерной матриц, включая интерметаллиды и сплавы на их основе, и нанокристаллические твердые сплавы, конструкционные материалы с наноструктурированными поверхностными слоями и покрытиями.

Различные методы получили развитие для разных видов материалов.

Методы порошковой металлургии наиболее универсальны и позволяют получать металлические, керамические и композиционные наноматериалы:

- твердые сплавы на основе карбида вольфрама инструментального назначения [9, 10], - композиционные материалы на основе керамики и интерметаллидов, армированные наноразмерными элементами (нитевидными кристаллами, волокнами, микропроводами, микросферами, дисперсными частицами) [9];

- композиционные материалы с полимерной матрицей, обладающие высокой статической и динамической прочностью, водостойкостью, хладо- и теплостойкостью, износостойкостью [14];

- разработка технологии дисперсно-упрочненные оксидами (ДУО) сталей с заданными высокими характеристиками жаропрочности и радиационной стойкости для производства тонкостенных оболочек тепловыделяющих элементов (ТВЭЛ) атомных реакторов [13];

- корпусные стали с высоким сопротивлением радиационному охрупчиванию и малой наведенной активностью или быстрым е спадом;

- материалы для внутриреакторных устройств с высокой фазовой стабильностью под влиянием нейтронного облучения;

- теплостойкие и радиационностойкие материалы;

- керамика на основе гидроксиапатита с повышенной трещиностойкостью и прочностью [11];

- высокотемпературные конструкционные композиционные материалы на основе керамики [12];

- высокотемпературные материалы с повышенной жаропрочностью и трещиностойкостью, устойчивые к действию окислительной среды;

- композиционные керамоматричные материалы на основе безкислородных соединений (карбиды, нитриды, бориды и др.);

- создание теплостойких антифрикционных и электроизоляционных полимерных композиционных наномодифицированных материалов с температурой эксплуатации свыше о 200 С;

- разработка способов модификации многофункциональных полимерных композиций на нано -, мезо- и макроуровнях для улучшения важнейших эксплуатационных характеристик корпусных нагруженных и внутрикорпусных ненагруженных конструкционных, антифрикционных, вибропоглощающих, электроизоляционных полимерных композитов и создания материалов с заданными свойствами.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 11-08-00105).

Литература 1. Работнов Ю.Н. Механика деформируемого твердого тела. – М.: Наука. 1988. – 712 с.

2. Griffith A.A. The phenomena of rupture and flow in solids. Philosophical Transactions of the Royal Society of London, 1921, Series A, 221: P. 163-198.

3. Гриффитс А.А. Явления разрушения и течения в твердых телах. МиТОМ. 1995. № 1. С.9-14.

4. Фейнман Р.Ф. Внизу полным-полно места: приглашение в новый мир физики// Рос. хим. ж., 2002, Т. XLVI. № 5. С. 4-6.

5. Одинг И.А. Изв. АН СССР ОТН. № 12. 1948.

6. Одинг И.А., Иванова В.С., Бурдукский В.В., Геминов В.Н. Теория ползучести и длительной прочности металлов. ГНТИЛ ЧЦМ. М.: 1959. - 488 с.

7. Алымов М.И. Порошковая металлургия нанокристаллических материалов. - М.: Наука, 2007. 169 с.

8. Лякишев Н.П., Алымов М.И. Получение и физико-механические свойства объемных нанокристаллических материалов. - М.: ЭЛИЗ, 2007. - 148 с.

9. Солнцев К.А. ИМЕТ РАН: Развитие работ в области наноматериалов и нанотехнологий. НЭП.

2010. № 4. С. 36-38.

10. Ю.В. Цветков, Ю.В. Благовещенский, А.В. Самохин, Г.В. Боровский, Л.И. Клячко, А.Д.

Пельц, А.В. Абрамов. Наноструктурные твердые сплавы для создания инструмента с повышенными эксплуатационными свойствами. Тезисы докладов. Третья Всероссийская конференция по наноматериалам НАНО-2009. Екатеринбург, 20-24 апреля, 2009 г., с.726-728.

11. Алымов М.И., Бакунова Н.В., Баринов С.М., Белуник И.А., Фомин А.С., Иевлев В.М., Солдатенко С.А. Особенности уплотнения при прессовании нанопорошков гидроксиапатита.

Российские нанотехнологии. 2011. № 5-6. С.50-52.

12. Баринов С.М., Шевченко В.Я. Прочность технической керамики. М.: Наука. 1996. – 159 c.

13. Путилов А.В. Разработки ФГУП ВНИИНМ в области нанотехнологий и наноматериалов для атомной отрасли. Российские нанотехнологии. 2007. № 9-10. С.6-11.

14. Ультрадисперсные и наноразмерные порошки: создание, строение, производство и применение. / под ред. акад. В.М. Бузника. – Томск: Изд-во НТЛ. 2009. – 192 с.

ОСНОВОПОЛАГАЮЩИЕ РАБОТЫ И.А.ОДИНГА ПО АНАЛИЗУ АВАРИЙНЫХ РАЗРУШЕНИЙ И НАКОПЛЕНИЮ ПОВРЕЖДЕННОСТИ БОТВИНА Л.Р.

Россия, Институт металлургии и материаловедения А.А.Байкова Российской Академии наук, botvina@ultra.imet.ac.ru) Исследования начальной стадии разрушения, как и анализ причин аварийных разрушений элементов конструкций, не теряют своей актуальности со времени создания первых машин и механизмов. Работы И.А. Одинга [1, 2], посвященные этим проблемам и написанные около полувека назад, и по сей день представляют интерес для исследователей. В те далекие годы обе эти работы были пионерскими. В [1] он рассмотрел структурные признаки усталостного разрушения, облегчающие идентификацию усталостного разрушения и определение его характеристик, к числу которых были отнесены и макрополосы на усталостных изломах, формирующееся при перегрузках. В совместной работе с Ю.П. Либеровым [2] - одной из первых отечественных работ по накоплению повреждений в металлах - была изучена первая стадия разрушения в условиях растяжения, и было обнаружено, что поверхностные несплошности в армко – железе появляются при деформации всего 7-9%.

В настоящем докладе будут рассмотрены результаты исследований, выполненных в развитие этих работ и связанных с количественным анализом макропролос на усталостных изломах и закономерностями накопления повреждений. Будет, в частности, показано, что геометрические характеристики макрополос – их длина и максимальная глубина от очага разрушения, могут быть использованы для оценки амплитуды циклического напряжения, реализующегося при разрушении. По форме зон пластической деформации можно идентифицировать вид нагружения, а по характеристикам кумулятивных распределений микротрещин в пластических зонах - достижение предельного состояния материала.

1. Одинг И.А.. Структурные признаки усталости как средство установления причин аварий машин М: Изд-во АН СССР, 1949. С.80.

2. Одинг И.А., Либеров Ю.П. Накопление дефектов и образование субмикротрещин при статическом растяжении армко-железа // Известия АН СССР. Металлургия и горное дело. 1964.

№1. С.113-119.

ЛИТЫЕ КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ С МНОГОУРОВНЕВЫМ УПРОЧНЕНИЕМ КАЛАШНИКОВ И.Е., ЧЕРНЫШОВА Т.А., БОЛОТОВА Л.К.

Россия, Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт металлургии и материаловедения им. А.А.Байкова Российской академии наук, kalash2605@mail.ru Цель работы – обсуждение теории и разработка многоуровневого упрочнения литых композиционных материалов (КМ) функционального назначения, изучение влияния реакционно активных добавок и тугоплавких наночастиц на структурное модифицирование, механические и триботехнические свойства алюмоматричных КМ.

Эффективным средством управления свойствами КМ является полиармирование, когда наряду с упрочнением тугоплавкими микро- и нанофазами, вводимыми извне, осуществляется синтез армирующих компонентов непосредственно в процессах реакционного литья КМ. В результате химических реакций между матрицей и добавками реакционно активных металлов или химических соединений, обеспечивающих образование in-situ (по месту) тугоплавких высокопрочных оксидных, нитридных, карбидных или интерметалидных армирующих фаз, могут быть достигнуты принципиально новые эффекты наноструктурирования и упрочнения КМ. Химические реакции in-situ формируют в матрице равновесные армирующие фазы, термодинамически стабильные, не имеющие загрязнений на поверхности, с лучшим решеточным соответствием. Публикации в зарубежных (J.Mater.Sci., Wear, JOM, Scripta Metall.

et Mater., Metall and Mater.Trans.A. и др.) и российских (ФХОМ, Металлы, Материаловедение, Перспективные материалы, Российские нанотехнологии и др.) научных журналах последних лет свидетельствуют о значительных усилиях, направленных на создание КМ, в том числе получаемых в экзотермических реакциях in-situ.

Дисперсность и распределение синтезированных в матрице фаз зависит от агрегатного состояния матрицы и наполнителей, фракционного состава вводимых добавок, термических эффектов взаимодействия компонентов, режимов их совмещения. Целесообразно использовать модифицирующее влияние наноразмерных добавок на размер и морфологию новых, синтезированных in-situ фаз. При этом, как показано методами электронной микроскопии, наноразмерные тугоплавкие добавки, например, фуллерены и нанотрубки, как правило, сохраняются в структуре КМ, даже в варианте жидкофазного совмещения компонентов.

Введение в металломатричные КМ углерода, в том числе и в виде частиц графита, нанотрубок или фуллеренов может быть также полезно с позиций повышения антифрикционных свойств КМ – в качестве сухой смазки.

Таким образом, контролируя параметры процесса, вид, объемную долю и порядок введения в матрицу тугоплавких наномодификаторов, можно влиять на размеры новых синтезированных фаз, структуру матрицы, качество связи по поверхностям раздела наполнитель/матрица, т.е. осуществить наноструктурирование дисперсно наполненных КМ.


Формирование микроструктуры в литых КМ в значительной степени определяется первичными процессами зарождения в расплаве твердых фаз, которые в общих чертах описываются классической теорией нуклеации. На практике кристаллизация почти всегда реализуется гетерогенно, поскольку в реальном расплаве присутствует неконтролируемое количество твердых частиц примесей. В определенных случаях (как это сделано в нашей работе), такие центры образования новой фазы вводятся преднамеренно. Когда кристаллит образуется на частице модификатора, то часть межфазной границы кристаллит-жидкость заменяется границей кристаллит-модификатор, что уменьшает величину энергетического барьера нуклеации.

Зародыши твердой фазы формируются в виде полусферических частиц на поверхности центров образования новой фазы. В однородной среде условие превращения кластера в зародыш сводится к тому, чтобы его радиус достиг критической величины, соответствующей данной степени переохлаждения [1]. Переохлаждение для свободного роста T и диаметр частицы нуклеанта d связаны соотношением:

, где - удельная межфазная энергия поверхности раздела тврдое-жидкое, Дж/м2;

S - энтропия плавления единицы объма сплава, Дж/К v Два фактора могут обеспечивать заметное измельчение фрагментов литой структуры при полиармировании: введение частиц модификатора, которые могут выступать в качестве потенциальных центров для зарождения -Al зерен, и введение легирующих элементов, обеспечивающих получение частиц модификатора на месте (в реакциях in-situ).

Представляется важной задача проверки эффективности применения наноразмерных нуклеантов в процессах реакционного литья гетерофазных КМ триботехнического назначения.

Оценивали возможность замены традиционных материалов радиальных подшипников на КМ систем Al-SiC, Al-TiC с дополнительным интерметаллидным упрочнением, модифицированных наноразмерными фазами. Проводили сравнительные лабораторные и натурные испытания образцов КМ на трение и износ. Лабораторные испытания в условиях сухого трения скольжения осуществляли на установке МТУ-01 по схеме торцевого нагружения:

вращающаяся втулка (контртело из стали 40Х, HRС45) по диску (КМ). Удельные нагрузки изменяли в пределах от 0,2 до 0,7 МПа при скорости скольжения 0,39 м/с. Стендовые испытания осуществляли в условиях реальной эксплуатации на испытательных стендах в Лаборатории ЦРНО (Центр Разработки Нефтедобывающего Оборудования).

Образцы КМ изготавливали по литейной технологии методом механического замешивания наполнителей в матричный расплав. В качестве матрицы применяли алюминиевый сплав АК12М2МгН. Наполнителями служили частицы карбида кремния зеленого - -SiC размером 14 и 40 мкм и карбида титана – TiC размером 40 мкм. Многоуровневое упрочнение обеспечивали дополнительным введением гранул титана и никеля 100 и 20 мкм для формирования упрочняющих интерметаллидных фаз в присутствии модифицирующих добавок (порошки TiCN размером 30 нм, полученные плазмохимическим синтезом).

В присутствии наноразмерных частиц TiCN наблюдается увеличение дисперсности структуры матричного сплава [2]. Полиармированные образцы, содержащие интерметаллидные и керамические фазы и наноразмерные частицы, обладают наименьшими значениями коэффициента трения и лучшей износостойкостью во всем диапазоне трибонагружений.

Для стендовых испытаний пары трения изготавливали втулки подшипника из заготовок КМ, защитную втулку - из твердого сплава ВК8 [3]. После испытаний в растворе (30% СОЖ + 70% воды) + 10 г/л Al2O3, с подачей сжатого воздуха в течение 360 мин., износ втулок из КМ полностью отсутствует. После испытания в водной среде в течение 120 мин. интенсивность изнашивания втулок из КМ, упрочненных частицами TiC, оказывается почти в 40 раз меньше по сравнению с втулками, содержащими в качестве наполнителя частицы SiC. Испытания в водно воздушной среде в течение 60 мин. показали, что интенсивность изнашивания образцов КМ состава АК12М2МгН-10%TiC(40) по сравнению с испытаниями в водной среде уменьшается с 0,35 до 0,08 мкм/км, а образцов КМ АК12М2МгН-10%SiC(40) увеличивается с 13,1 до 24, мкм/км. По сумме трех этапов испытаний по определению интенсивности износа и замеру величины шероховатости на рабочей поверхности в зоне трения дисперсно наполненные КМ на основе сплавов алюминия, содержащие в качестве наполнителей частицы TiC, интерметаллидные фазы и наноразмерные модифицирующие добавки TiCN обладают наилучшими показателями. Таким образом, исследования износостойкости КМ на машине трения и результаты стендовых испытаний в условиях, приближенных к реальным, показали целесообразность применения этих КМ взамен твердого сплава ВК8. Они обладают достаточной несущей способностью и снижают весовые характеристики радиальных подшипников электрических центробежных насосов для добычи нефти.

Литература 1. Greer A.L. Grain refinement of alloys by inoculantion of melts / A.L. Greer // Phil. Trans.

R. Soc. Lond. A. – 2003. - V. 361. - P. 479-495.

2.Калашников И.Е. Трибологические характеристики литых алюмоматричных композиционных материалов, модифицированных наноразмерными тугоплавкими порошками / И.Е. Калашников, Л.К. Болотова, Т.А. Чернышова // Российские нанотехнологии. - 2011. - Т. 6. - № 1-2. С. 135-142.

3. Чернышова, Т.А. Разработка и апробация композиционных материалов систем Al SiC, Al-TiC в узлах трения нефтедобывающего оборудования / Т.А. Чернышова, Р.С. Михеев, И.Е. Калашников, И.В. Акимов, Е.И. Харламов // Физика и xимия обработки материалов. - 2010.

- №5, - С. 78-86.

НАНО СТРУКТУРНЫЕ ГАЗОТЕРМИЧЕСКИЕ ПОКРЫТИЯ КАЛИТА В. И., КОМЛЕВ Д.И., БЛАГОВЕЩЕНСКИЙ Ю.В., САМОХИН А.В., МЕЛЬНИК Ю.И.

Россия. ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН, e-mail: vkalita@imet.ac.ru В настоящее время при газотермическом напылении покрытий частицы на подложке осаждаются как в жидком, так и в твердом состоянии. Оксиды напыляются в расплавленном состоянии плазменным, газопламенным, детонационным методами. Материалы, имеющие пластические свойства, и деградирующие при плавлении могут напыляться в пластифицированном состоянии, за счет подогрева и высокой скорости напыляемых частиц.

Предварительный нагрев газа до 600 оС при так называемом «холодном» (газодинамическом) напылении способствует повышению деформации напыляемых частиц на подложке за счет снижения предела текучести их материала. В этом случае, покрытие в основном наследует исходную структуру напыляемых частиц. При плавлении напыляемого материала происходят более сложные изменения структуры и фазового состава в напыленном покрытии. Перегрев напыляемых частиц относительно температуры плавления может превысить 1000 К. В этом случае, в зависимости от химического состава напыляемого материала формируется гомогенный расплав для эвтектических сплавов или многофазное состояние для заэвтектических сплавов, например для кермета TiC-NiMo, в котором твердые TiC карбиды находятся в расплавленной матрице. Малое время пребывания напыляемой частицы в расплавленном состоянии, микросекунда, позволяет сохранять частично или полностью наноразмерные упрочняющие частицы. При затвердевании расплавленных напыляемых частиц доэвтектического и эвтектического составов нано структурное или аморфное состояние формируется в результате закалки из жидкого состояния при скоростях охлаждения до 108 К/с. Напыление наноструктурных порошков заэвтектического состава приводит к формированию наноструктурных покрытий с определенным объемом аморфной фазы за счет присутствия в составе напыляемого порошка определенного объема эвтектического состава, например в кермете WC-12%Co. Порошки эвтектического состава на основе железа, используемые для напыления, содержат легирующие элементы - аморфизаторы: до 4 % C, до 2 % B, до 2 % Si.

Легирование хромом, до 30 %, совместно с B и Si позволяется уменьшить окисление напыляемых частиц. Наличие в составе таких порошков Ni, Mo и Cu преследует специальные цели при разработке износо- или коррозионностойких покрытий. Такие исследования проведены в России и за рубежом. В таблице 1 приведен химический состав порошков для покрытий разработки НПО ТулаЧермет. В ИМЕТ РАН из этих порошков плазмой напылены покрытия с аморфной и наноструктурой.

Аналогичные порошки исследуются в настоящее время и за рубежом. Они могут иметь в своем составе и более высокое содержание известных легирующих элементов или дополнительные элементы. Например, в составе быстрорежущей стали повышено содержание углерода до 1,9 – 2,2 %, ванадия до 6 %. При напылении порошков, произведенных в компании Nanosteel, с составом Fe – 20 % Cr – 10 % W – 5 % Mo -5 % Mn – 2 % С – 2 % Si – 5 % B нами зафиксирована наноструктура, а при напылении порошка состава Fe – 25 % Cr – 15 % Mo – 10 % W - 5 % Mn – 3 % С – 2 % Si – 5 % B - аморфная структура покрытия.

Раздельное осаждение напыляемых частиц на подложке при газотермическом напылении покрытий формирует микропористую порошковую структуру, которая существенное снижает прочностные свойства по сравнению с исходным монолитным изделием. Последующая термопластическая обработка покрытий повышает их сдвиговую прочность. Проведение такой обработки совместно с подложкой, например, горячим прессованием, приводит к формированию микрокристаллической структуры из-за низких скоростей нагрева и охлаждения. Поверхностная термопластическая обработка позволяет реализовать высокие скорости нагрева и охлаждения и сохранить нано структурное состояние покрытия, но требует разработки новых технологических процессов для предотвращения формирования трещин вследствие релаксации остаточных напряжений. Такие трещины формируются, прежде всего, в покрытиях с низкими пластическими свойствами: эвтектические и заэвтектические составы напыляемого материала.


Формирование наноструктуры при термопластической обработке аморфного покрытия (Fe – 4,2%C - 2,2 % Si – 2 % B - 32 % Cr - 2 % Mn) представляется более простым способом, по сравнению с формированием такого состояния из наноструктурных порошков заэвтектического состава, например, WC – 12 % Co. Микротвердость наноструктурного покрытия из сплава ПР ФБХ6-2 достигает 12 ГПа, а в покрытии из сплава ПГЛ–101 твердость достигает 17 ГПа.

Порошки для напыления таких покрытий получаются достаточно просто, распылением расплава, и имеют микронный размер вторых фаз. В таких порошках эвтектического состава при плазменном напылении формируется гомогенный расплав, который на подложке затвердевает в виде аморфной фазы.

Формирование наноструктурных покрытий из ряда нано структурных порошков заэвтектического состава имеет следующие трудности: деградация и растворение WC карбидов в Co матрице, потери углерода в процессе напыления в воздушной атмосфере. Потеря нано размерных WC карбидов в этом случае может достигать 85 %. Даже при напылении микроструктурных порошков WC-Co с исходной микротвердостью 23,5 ГПа при HVOF напылении формируются покрытия с микротвердостью 17 ГПа. В этом случае микротвердость покрытия не зависит от нагрузки при измерении микротвердости, 200 или 20 г. При детонационном напылении ситуация такая же: микротвердость 13 ГПа не зависит от нагрузки при измерении микротвердости. Такие результаты по микротвердости покрытий могут быть объяснены потерей углерода, который взаимодействует с кислородом, активно использующимся в этих способах напыления. При плазменном напылении с насадкой, разработанной в ИМЕТ РАН, WC – 12 % Co кермета защита от кислорода окружающей атмосферы существенно выше и микротвердость напыленных частиц, измеренная при нагрузке 20 г, достигает 23 ГПа, что близко к микротвердости исходных частиц. В настоящее время высокие механические свойства получают исследователи при «холодном» напылении WC - 12 % Co покрытий, значение К1с повышается отжигом при 1000оС с 12 МПам1/2 до 17 МПам1/2.

Порошки для напыления WC-Co керметов формируют смешением порошков WC и Co с последующей агломерацией или прессованием. При смешении WC и Co порошков активно используется механическое легирование. Перспективным является механическое легирование (МЛ) порошков W, Ti, C, Co, Ni и Cr, что упрощает процесс получения порошков керметов и делает его более универсальным с учетом коррекции химического состава под конкретный способ напыления. Порошки для напыления могут содержать и другие упрочняющие фазы:

углеродные нанотрубки, BN, BC, TiCN, TiB2 и т.д. В современных керметных порошках используют более широкий состав матриц (чем при получении объемных твердых сплавов спеканием): от традиционного Co до Mo, W и интерметаллидов. Использование таких матриц при плазменном напылении обеспечивается возможностью нагрева напыляемых частиц до более высоких температур и ограничением времени их пребывания в расплавленном состоянии.

Для синтеза порошков для напыления использовали порошок титана с размером частиц менее 20 мкм, сажи с удельной поверхностью 95 м2/Г, порошком никеля и титана с размером частиц 20-40 мкм. Для синтеза порошка для напыления приготовили смесь следующего состава:

40об%С – 40об% Ti – 22,5об%Ni –7,5об%Мо. Исходные порошки подвергали МЛ в планетарной мельнице в течение 32 часов при 170 об/минуту. Порошок после МЛ прессовали вхолодную и спекали в аргоне при температуре 1130оС в течение 3 часов и затем дробили в планетарной мельнице на частицы размером 45 – 71 мкм для напыления. Стадия спекания была необходима для получения напыляемых частиц нужного размера при дроблении спека. Плазменное напыление вели с местной защитой на универсальной плазменной установке УПУ – 3д [1]. Для напыления этого и последующих материалов использовали, разработанный в ИМЕТ им. А.А.

Байкова РАН способ плазменного напыления с насадкой. Покрытия напыляли при мощности дуги плазмотрона 20,3 кВт: Ток 350А, напряжение 58 В. Коэффициент использования порошка при напылении покрытия равен 79%.

Кермет TiC – NiMo. Исходный фазовый состав смеси порошков 40об%С (сажа) 40об%Ti – 22,5об%Ni-7,5об%Mo трансформируются при механическом легировании, последующей термообработке и плазменном напылении в керметное покрытие (Рис.1, а, б, в, г).

Новые фазы активно формируются в кермете уже на стадии МЛ, в результате взаимодействия исходных металлических и углеродных фаз: (18,6 - 19,2)об% TiC, (21,4 - 22,6)об %TiC0,3N0,7, (5, – 7,9)об% Ni3C, (2,8 - 2,9)об%MoC и металлических фаз между собой: (20,1 - 22,6)об% NiTi.

После МЛ металлические фазы частично сохраняются в исследуемом материале: (10,9 11,8)об%Ti, (8,1 - 9,2)об%Ni, (7,5 - 8,4)об%Mo. После термообработки кермета уменьшается общее содержание металлических фаз с (27,4 – 28,5)об% до 1,1-1,2об%, а общее содержание карбидных фаз увеличивается с (71,5-72,6) об% до (97,1 - 97,2)об%. После спекания при температуре 1130оС в кермете содержится много карбида никеля: (56,2 - 58,2)об%NiC. Следует, однако, отметить, что рефлексы от карбида никеля и никеля на рентгенограмме близки друг к другу и в этом случае это может быть и никель с определенными добавками легирующих элементов использованных в настоящем эксперименте. После плазменного напыления основная карбидная фаза в покрытии TiC, 86,1об%, и дополнительно присутствуют следующие карбиды:

1,7об%Ni3C, 2,6об%NiC, 2,6 об%MoC и 1,7об%Mo2C. Содержание фаз без углерода в покрытии небольшое: 3,5об% NiTi, 1,7 об%Mo.

Микротвердость покрытия зависела от расстояния до подложки: 8,86±1,31 ГПа при высоте 0,17 мм и 10,54±1,41 ГПа при 0,39 мм.

Упрочняющие фазы в травленном покрытии анализировали на растровом микроскопе (Рис.2).

(а) (б) (в) (г) Рис.1. Дифрактограммы исследуемых материалов: а — сажа;

б-г — порошок исходного состава 40об%С(сажа) - 40об%Ti - 22,5об%Ni - 7,5об%Mo после механического легирования, образец №2p (б), после механического легирования и спекания в атмосфере аргона (1130°С, 3 ч), образец №2t (в) и плазменное покрытие, образец №3c (г).

Рис.2. Микро- и субструктура покрытия №3 из порошка номинального состава 40об%С(сажа)-40об%Ti-22,5об%Ni-7,5об%Mo, растровая электронная микроскопия, увеличение 17000.

Кермет WC-TiC0,7N0,3-Cr3C2 -VC-NiCr-Mo. Второй порошок для напыления исходного состава 45,01об%WC – 2,46об%Cr3C2 - 9,2об%VC – 23,81об%TiC0,7N0,3 – 17об%NiCr 2,52об%Mo был изготовлен из нано размерных плазмохимических карбидов. Карбиды Cr3C2 и VC использованы в качестве ингибиторов роста WC при жидкофазных реакциях, протекающих при плазменном напылении. Для получения порошка для напыления была использована та же технологическая цепочка, как в предыдущем случае: МЛ, прессование порошка, его спекание и дробление.

Фазовый состав в исходной механической смеси №2.m в первом приближении соответствуют его исходному номинальному содержанию 30,1об%WC1-x - 10,9об%W2C 12,7об%W. Рентгенограмма порошка №2.m отвечает неравновесному состоянию, пики уширены, что соответствует состоянию карбидов после закалки при плазмохимическом синтезе. На стадии МЛ идет активное взаимодействие упрочняющих и матричных фаз с образованием MoC, NiC и (Mo0,77Cr0,23)C2,5, что необходимо для смачивания карбидом матричным расплавом при плазменном напылении и получении покрытий с высокими прочностными свойствами. После взрывного компактирования и последующей термообработки порошков произошли существенные изменения их фазового состава. Фазовый состав порошка №2.t: 49,2об%WC 7,3об%WC1-x - 3,3об%W2C. Суммарное содержание неравновесных фаз WC1-x, W и W2C для порошка №2.t уменьшилось с 57% до 10,6%, а содержание WC фазы выросло с 0 до 49,2об%.

Можно предположить, что на стадии механического легирования создается физический контакт между исходными компонентами и протекает начальная стадия химического взаимодействия, которая завершается при спекании прессовки из порошка.

После плазменного напыления на двух режимах, отличающихся температурой плазменной струи, фазовый состав покрытий более неравновесный, чем фазовый состав порошков для напыления. Содержание WC1-x увеличивается с (7,3 – 8,7)об% до (14- 33)об%, содержание W - с 2,6об% до (13-16)об% и уменьшается содержание WC с (49,2-51,2)об% до (1,7 - 5,6)об%. Одновременно формируется новый, двойной карбид вольфрама – титана, (25,2 34,1)об%WTiC1-x. Суммарное количество карбидов на основе вольфрама в покрытиях опытов №2.c.2, достигает 61- 69об%. Можно предположить, что и фиксируемая в этих экспериментах вольфрамовая фаза в какой пропорции связана с углеродом. Если формально согласиться, что это чистый, не легированный вольфрам, то можно констатировать получение твердосплавного покрытия МеС-W. В опыте №2.c.1 более низкое суммарное содержание карбидов на основе вольфрама, 43,9об%, но одновременно более высокое содержание 21,9об%TiC0,7N0,3.

Дополнительным отжигом в вакууме покрытий 2.c.1.t и 2.c.2.t при 1050оС в течение часов получили более равновесный состав в покрытиях. Основные изменения фазового состава этих покрытий в увеличении фазового состава равновесных фаз. Содержание WC карбида повышается с (4,8-5,6)% до (27,3-34,7)%. Содержание W2C карбида повышается с 0% до (22,3 24,1)%. Стабилизируется выявляемое содержание TiC0,7N0,3, (17,1-21,8)%. Одновременно снижается содержание нестехиометрических карбидов: WTiC1-x до 0%, WC1-x с (13,9 -16,8) до (1,9-4,9)%. Опыты с отжигами покрытий позволяют предположить, что химические реакции с участием WC карбида идут при плазменном напылении с насадкой по следующей схеме: (WC+ NiCr + Mo)тв+Oг WCтв1+(W+C+NiCr+Mo)ж+COг. После выхода газовой фазы из напыляемой частицы, ее затвердевания реакция идет в противоположном направлении:

WCтв1+(W+C+NiCr+Mo)жWCтв1+ WCтв2+Wтв+Cтв+(WNiCrMoC)ам. После затвердевания в покрытии WCтв1 карбид, не успевший раствориться при напылении, Cтв, Wтв и WCтв2, выпавшие из жидкой фазы при затвердевании, и аморфная фаза сложного состава (WNiCrMoC)ам. При последующем отжиге покрытия аморфная фаза распадается и идет синтез карбида вольфрама:

WCтв1+ WCтв2+Wтв+Cтв+(WNiCrMoC)ам WCтв1+ WCтв2+ WCтв3+NiCrMo. После отжига покрытия в проведенных рентгеновских исследованиях мы не обнаружили исходные матричные фазы NiCr и Mo, что предполагает более сложные реакции при достаточно сложном исходном фазовом составе порошка для напыления.

Микротвердость покрытий исходного состав 45,01об%WC – 2,46об%Cr3C2 - 9,2об%VC – 23,81об%TiC0,7N0,3 – 17об%NiCr - 2,52об%Mo при нагрузке на индентор 20 г для опытов 2.c.1 и 2.c.2, соответственно, равна: 18,04±0,21 ГПа и 17,49±0,16 ГПа.

Кермет «углеродные нано трубки – NiMo». Керметное покрытие с упрочняющими фазами сформировано из углеродных нано трубок с объемной долей 30% и 68% и Ni-Mo матрицы. Для равномерного распределения компонент кермета использовали МЛ. При использовании в исходном порошке углеродных нано трубок с объемной долей 30% формируется традиционная плотная структура, состоящая из дискообразных частиц, с микротвердостью 9,83±1,71 ГПа, а при использовании объемной доли 68% покрытие получилось менее плотное с микротвердостью 3,03±0,99 ГПа.

Для синтеза порошков для напыления использовали углеродные нано трубки, образец № 1, с удельной поверхностью 130,6 м2/Г, порошки никеля и молибдена с размером частиц 20- мкм (Рис. 3, а).

Для изготовления порошка для напыления приготовили две смеси следующего состава:

30об% углеродных нано трубок - 52,5об%Ni-17,5об%Mo, образец № 2, и 68об% углеродных нано трубок - 24об%Ni - 8об%Mo, образец № 3. Порошок для напыления с использованием МЛ изготовили по описанной выше технологии. Для дополнительного рентгеновского фазового анализа исследуемого материала порошок для напыления травили в растворе HCl - HNO3 в соотношении: 3 : 1, предполагая, что после такой обработки в твердом остатке останется фаза более стойкая к травлению. Покрытия напыляли при мощности дуги плазмотрона 20,3 кВт: Ток 350А, напряжение 58В. Коэффициент использования порошка при напылении покрытия равен 79% при напылении кермета с исходным количеством углеродных нано трубок 30об% и 50% при напылении кермета с исходным количеством углеродных нано трубок 68об%. Цвет свободной поверхности покрытия в состоянии после напыления светло серый, металлический, для кермета с исходным количеством углеродных нано трубок 30об% и темно-серый, почти черный для кермета с исходным количеством углеродных нано трубок 68об%.

Оптической микроскопией сложно выявить вторые фазы в порошке № 2,p после механического легирования (Рис. 3, б). Эти фазы наблюдали в порошке №92,t для напыления после термообработки 1130оС, 3 часа (Рис. 3, в). Вторые фазы выявляются при сдвиге изображения в оптическом микроскопе из положения фокуса. В этом случае вторые фазы выявляются и имеют светло фиолетовый цвет. Вид этих фаз как у карбидов (боридов) микронного размера в керметных покрытиях исследованных нами ранее [2]. Размер вторых фазы 1-2 мкм. Покрытие № 2,c, напыленное из порошка №2,t, 30 об% углеродные нано трубки – 5,5об%Ni – 17,5об%Мо, имеет в своей микроструктуре вторую фазу темного цвета (Рис. 3, г).

Вторая фаза распределена неравномерно, но плотность этой фазы изменяется в структуре покрытия плавно («перламутр»). Размер частиц второй фазы уточнен при анализе растровой микроскопией 100 – 250 нм (Рис. 3, д). Макроструктура этого покрытия имеет малое количество пор и традиционно состоит из напыленных частиц в виде дисков (Рис. 3, г).

Рис. 3. Микро- и субструктура углеродных нано трубок, № 1,n (а), порошка № 2 (б и в), покрытия № 2, c (г и д) исходного состава 30об% углеродных нано трубок 52,5% Ni-17,5%Mo;

(а) – просвечивающая микроскопия, увеличение 17000, (б, в, г) - оптическая микроскопия, увеличение 1000;

(г) - растровая микроскопия, увеличение 37000. Порошок после механического легирования № 2,p – (б), порошок после механического легирования и термообработки 1100оС, 3 часа в атмосфере аргона №2,p – (в).

Рис. 4. Диффрактограммы: углеродные нано трубки, №1,n - (а), исследуемые материалы исходного состава 30об% углеродные нано трубки – 52,5об%Ni-17,5об%Mo: плазменное покрытие, №2,c - (б), порошки: после механического легирования № 2,p - (в) и после механического легирования и спекания (1100 оС, 3 часа а атмосфере аргона), №2, t.

Новые фазы активно формируются в кермете уже на стадии МЛ, в результате взаимодействия исходных металлических фаз с углеродными нано трубками: 27,5об% Ni3C 9,8об%Mo2C, №2,p (30об% углеродных нано трубки – 52,5об %Ni-17,5об%Mo) и 24об%Ni3C 3,6об%NiC - 8,3об%Mo2C-2,2об%MoC, №3,p, (68об% для углеродных нано трубок 24об%Ni 8об%Mo). На стадии МЛ для обоих материалов остается около 50об% металлических фаз. После термообработки фиксируется максимальное содержание карбидных фаз и небольшое свободного углерода: 1,6об%C - 74,9об%NiC - 23,6об%Mo2C, №2,t, и 2,9об%C-74,4об%NiC - 22,6об%Mo2C, №3,t. При плазменном напылении происходит изменение фазового состава напыляемого порошка и в покрытии фиксируется следующий фазовый состав: 1,4об%C-32,1об%Ni3C - 47, об%NiC - 11,8 об%Mo2C - 7,5 об%MoC, №2,c, и 10,2об%C-8,8об% Ni3C - 72,3 об%NiC -4, об%Mo2C - 4,4 об%MoC, №3,c. Содержание в покрытии 10,2об%C может быть и больше с учетом большой разницы коэффициентов отражения при рентгеновских исследованиях:

углерода, карбидов и металлов. После травления порошка для напыления №2,t-z и №3,t-z в нем фиксируется 97,3-92,2об% углеродных фаз, причем (84,8 - 88,5)об% это углеродная фаза, карточка № 26-1076 по международной классификации. Более того, содержание этой углеродной фазы в вытравленном порошке выше, чем в исходных углеродных нано трубках, 69,9об%.

Следует отметить, что для порошка после МЛ и для покрытия характерно уширение пиков на рентгенограмме (Рис. 4).

Покрытие, сформированное из материала с исходным составом 30об% углеродных нано трубки, имеет более высокую микротвердость, 9,83±1,71 ГПа, чем покрытие, сформированное из материала с 68 об% углеродных нано трубки, 3,03±0,99 ГПа.

Покрытия с аморфной и нано структурой. Разработана экспресс-методика, позволяющая оценить возможность получения быстрозакаленных структур и их дисперсионного твердения при напылении и при последующей термообработке для ряда стандартных материалов: двух стандартных высокоуглеродистых сплавов на основе железа и хрома, двух чугунов и быстрорежущей стали, полученных распылением расплава в ООО МЕТСИНТЕЗ (Табл.1). Выбрали материалы с разным содержанием металлоидов, которые определяют содержание упрочняющих фаз. Порошок сплава быстрореза Пр-10Р6М5 Fe-1%C-6,5%W 5,2%Mo-4,1%Cr-1,9%V является традиционным для формирования износостойких покрытий.

Высокоуглеродистые сплавы на основе железа, ПГ-ФБХ6-2, и на основе хрома, ПГ-Л101, и чугун, ПГ-С27, близки к эвтектическому составу и активно используются в качестве износостойких покрытий, в том числе и для наплавки (Табл.1, 2). Чугун марки ПH-ЧН15Д содержит 2,4 % C и является доэвтектическим. Такие порошки имеют быстро закаленную (скорость охлаждения порошков 10 3 – 104oC), что мелкодисперсную микроструктуру способствует растворению тугоплавких фаз в плазменном потоке при напылении, и в свою очередь увеличивает вероятность получения твердых растворов или аморфной структуры в покрытии. Порошки для напыления имели размер частиц 50-71 мкм. Материалы напыляли несколько раз для увеличения статистики и, главное, для установления времени плавления покрытия, когда нарушался традиционный механизм раздельного затвердевания напыляемых частиц: создается жидкая ванна определенной толщины и эта ванна постепенно затвердевает (Табл. 2). Известно, что такой механизм реализуется при плазменном выращивании монокристаллов.

Таблица 2.

Порошок № опыта (покрытия) ПГ-Л101 1 2 ПГ-С27 3 4 ПР-ФБХ6-2 6 7 ПH-ЧН15Д7 9 10 Пр-10Р6М5 12 13 Для рентгеноструктурного и ДТА анализа напыляли покрытия толщиной до 500 мкм.

Для анализа формирования структур при разных скоростях охлаждения напыляли покрытия толщиной до 10 мм на стальных подложках с размером 7,55050 мм, опыты 1, 3, 4, 6, 7, 9,10, и 13. Масса покрытия для этого вида образцов составляла 6 - 19% от массы подложки.

Покрытия напыляли без перемещения плазмотрона относительно подложки, напыление «в точку». В процессе роста толщины покрытия его температура повышается, так как тепло от напыляемых частиц порошка не успевает сбрасываться в подложку и окружающую атмосферу.

Для поддержания одинакового теплового режима при формировании покрытий из различных материалов использовали примерно равную скорость подачи напыляемого порошка в плазменную струю до 0,58 Г/с. Для этого темпа наращивания покрытия характерно интенсивное повышение температуры покрытия вплоть до температуры плавления на верхней части покрытия. Градиентное распределение температуры в покрытии по его высоте приводит к формированию и градиентной структуры по высоте покрытия: от аморфной у подложки до микрокристаллической в верхней части покрытия. Достоинство новой методики в экспрессном способе получения широкой гаммы структур за один эксперимент, время напыления до 70 с.

Результаты обработки такого эксперимента позволяют установить изменение микротвердости от размера упрочняющих фаз. Результаты исследования могут быть использованы для прогнозирования структуры и механических свойств покрытий при различных температурах подогрева подложки и при последующей термопластической обработке покрытия. Покрытия, напыленные из порошков марок ПГЛ-101, ПГ-С27 и ПР-ФБХ6-2 толщиной 500 мкм, опыты № 2, 5 и 8 имели значительный объем аморфной фазы, о чем судили по наличию аморфного гало на рентгенограммах и теплового эффекта при ДТА анализе (Рис. 5). В покрытиях сплавов ПГЛ-101, ПГ-С27 и ПР-ФБХ6-2 толщиной 500 мкм выявлены следующие кристаллические фазы: 11 – 23% мартенсит, 14 – 18% аустенита, 4 – 14% Fe3C, 2- 16% Fe7C3, 10 – 15% (CrFe)7C3, 2% SiC.



Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 11 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.